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WO2018030503A1 - 薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents

薄鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2018030503A1
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martensite
seconds
ferrite
steel sheet
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PCT/JP2017/029037
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典晃 ▲高▼坂
達也 中垣内
霊玲 楊
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JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
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    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
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    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Definitions

  • the present invention relates to a thin steel plate and a method for producing the same.
  • Patent Document 1 in mass%, C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.01 to 1.00%, Mn: 1.5 to 4.0%, P: 0.100%
  • S 0.02% or less
  • Al 0.01 to 0.50%
  • Cr 0.010 to 2.000%
  • Nb 0.005 to 0.100%
  • Ti 0.005 to 0 100%
  • B 0.0005 to 0.0050%
  • Si, Mn, Cr and B are contained within the specified range
  • ferrite in area ratio 10% or less
  • Martensite the entire structure of massive martensite adjacent to bainite only, with a metal structure (steel structure) containing less than 2% of retained austenite determined by X-ray diffraction method including 60-98%
  • the proportion of the surface is 10% or less and 100 ⁇ m from the surface.
  • Patent Document 2 by mass%, C: 0.05 to 0.13%, Si: 0.05 to 2.0%, Mn: 1.5 to 4.0%, P: 0.05% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.01 to 0.1%, Cr: 0.05 to 1.0%, Nb: 0.010 to 0.070%, Ti: 0.005 to 0.040 And N: 0.0005 to 0.0065%, a spot having a tensile strength of 980 MPa or more by precipitating 70% or more of Ti in the steel and leaving Nb in a solid solution state of 15% or more. It is said that a cold-rolled steel sheet having excellent weldability can be obtained.
  • Patent Document 3 by mass%, C: 0.07 to 0.15%, Si: 1.1 to 1.6%, Mn: 2.0 to 2.8%, P: more than 0%, 0.015 %: S: more than 0% and 0.005% or less, Al: 0.015 to 0.06%, Ti: 0.010 to 0.03%, and B: 0.0010 to 0.004%
  • the area ratio of the following metal structure at 1/4 position of the plate thickness of the steel sheet is tempered martensite: 10 area% or more and less than 30 area%, bainite: more than 70 area%, total of tempered martensite and bainite: 90 area%
  • ductility and stretch flange having a tensile strength of 980 MPa or more and a 0.2% proof stress of less than 700 MPa satisfying ferrite: 0 area% to 5 area% and residual austenite: 0 area% to 4 area%
  • Cold-rolled steel with excellent weldability and weldability Plate, galvanized steel sheet, and galvannealed steel sheet is to be
  • the Nb-based crystallized product is dissolved by heating at (Ts-50) ° C. or higher in the slab reheating step before hot rolling, but the annealing temperature is 900. Below 0 ° C., it is a temperature range where Nb-based carbides inevitably precipitate, and it is difficult to stably leave solid Nb at 15%.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and provides a thin steel sheet having a tensile strength of 900 MPa or more, good weldability, and good elongation, and a method for producing the same. Objective.
  • the present inventors diligently studied the requirements for a thin steel plate having a tensile strength of 900 MPa or more and good weldability.
  • the sheet thickness of the thin steel plate that is the subject of this case is 0.4 mm or more and 3.2 mm or less.
  • spot welding an event that a crack occurred after welding occurred depending on conditions.
  • As a result of earnest investigation of the welding conditions and steel structure of the steel sheet where cracking occurred when welding galvanized steel sheets and cold-rolled steel sheets, or when welding galvanized steel sheets to each other, promote cracking by grain boundary erosion of zinc.
  • C 0.05% to 0.20%
  • Si 0.60% to 1.65%
  • Mn 1.8% to 3.5%
  • P 0.00.
  • Component composition consisting of 05% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.08% or less, N: 0.0060% or less, the balance being Fe and inevitable impurities, and ferrite in an area ratio of 25% or more and 65 % Or less, martensite with iron-based carbides precipitated in martensite grains in an area ratio of 35% or more and 75% or less, and the remainder of the structure other than the ferrite and the martensite is 20% or less (including 0%).
  • the component composition further includes, by mass%, V: 0.001% to 1%, Ti: 0.001% to 0.3%, Nb: 0.001% to 0.3%
  • V 0.001% to 1%
  • Ti 0.001% to 0.3%
  • Nb 0.001% to 0.3%
  • the thin steel sheet according to [1] containing one or more of the above.
  • the component composition further includes, in mass%, Cr: 0.001% to 1.0%, Mo: 0.001% to 1.0%, Ni: 0.001% to 1.0% % Or less, B: 0.0001% or more and 0.0050% or less, Sb: 0.001% or more and 0.050% or less, containing one or more of them, on the interface between the ferrite and the martensite.
  • Cr 0.001% to 1.0%
  • Mo 0.001% to 1.0%
  • Ni 0.001% to 1.0% % Or less
  • B 0.0001% or more and 0.0050% or less
  • Sb 0.001% or more and 0.050% or less
  • the component composition further includes, by mass%, any one or more of REM, Sn, Mg, and Ca in a total of 0.0001% to 0.1%. 3].
  • the composition of the plating layer is Fe: 20.0% or less, Al: 0.001% or more and 3.5% or less, and Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca,
  • [8] A method for producing a thin steel sheet according to any one of [1] to [4], wherein the steel material is heated at 1150 ° C. or more and 1350 ° C. or less, and hot rolling comprising rough rolling and finish rolling is performed.
  • the finish rolling finish temperature is 820 ° C. or higher, coiled at 350 ° C. or higher and 680 ° C. or lower, subjected to cold rolling, heated after cold rolling and retained at 840 ° C. or higher for 20 seconds or longer and 180 seconds or shorter, It is cooled and allowed to stay at 770 ° C. or higher and 820 ° C. or lower for 10 seconds or longer.
  • the average cooling rate from the cooling start temperature to 450 ° C. is 35 ° C./s or higher, and the residence time of 150 ° C. or higher and 250 ° C. or lower is 20 seconds or longer. Manufacturing method of thin steel plate to be cooled.
  • the finish rolling finish temperature is 820 ° C. or higher, coiled at 350 ° C. or higher and 680 ° C. or lower, cold-rolled, heated after cold rolling and kept at 840 ° C. or higher for 20 seconds or longer and 180 seconds or shorter, and then cooled.
  • a method for producing a thin steel sheet which is subjected to a plating treatment and further an alloying treatment, followed by cooling under conditions where a residence time of 150 ° C. or higher and 250 ° C. or lower is 20 seconds or longer after the plating treatment or alloying treatment.
  • the thin steel sheet of the present invention has a high tensile strength (TS): 900 MPa or more and excellent weldability, and also exhibits good elongation. If the thin steel plate of the present invention is applied to automobile parts, further weight reduction of the automobile parts can be realized.
  • TS tensile strength
  • the composition of the thin steel sheet of the present invention is, by mass%, C: 0.05% to 0.20%, Si: 0.60% to 1.65%, Mn: 1.8% to 3.5 %: P: 0.05% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.08% or less, N: 0.0060% or less, and the balance consists of Fe and inevitable impurities.
  • the above component composition is further one type of mass%, V: 0.001% to 1%, Ti: 0.001% to 0.3%, Nb: 0.001% to 0.3%. Or you may contain 2 or more types.
  • the above component composition is further in mass%, Cr: 0.001% to 1.0%, Mo: 0.001% to 1.0%, Ni: 0.001% to 1.0%
  • B 0.0001% to 0.0050%
  • Sb 0.001% to 0.050%
  • % representing the content of a component means “mass%”.
  • C 0.05% or more and 0.20% or less
  • C is an element which is related to the hardness of tempered martensite and is effective for increasing the strength of the steel sheet. In order to obtain a tensile strength of 900 MPa or more, it is necessary to at least make the C content 0.05% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.20%, the hardness of the molten metal part in spot welding is excessively increased, and the hardness difference from the heat affected zone (HAZ part) is generated, thereby reducing the spot weldability. . Therefore, the range of C content is set to 0.05% or more and 0.20% or less. The preferable C content for the lower limit is 0.07% or more.
  • the preferable C content for the upper limit is 0.17% or less. More preferably, it is 0.15% or less, More preferably, it is 0.13% or less.
  • Si 0.60% or more and 1.65% or less Si has the effect of reducing the grain boundary wettability by segregating on the interface and suppressing the occurrence of cracks by suppressing the grain boundary erosion of zinc in spot welding. It is an element. In order to obtain this effect, it is necessary to contain at least 0.60% Si. On the other hand, if the Si content exceeds 1.65%, adverse effects on chemical conversion properties and plating properties become obvious, making it difficult to apply as automotive parts. From the above, the Si content range was set to 0.60% or more and 1.65% or less.
  • a preferable Si content for the lower limit is 0.70% or more. More preferably, it is 0.90% or more, More preferably, it is 1.10% or more.
  • a preferable Si content for the upper limit is 1.60% or less. More preferably, it is 1.50% or less, More preferably, it is 1.40% or less.
  • Mn 1.8% or more and 3.5% or less
  • Mn is an element that has an effect of suppressing grain boundary immersion in spot welding by segregating on the interface. In order to obtain this effect, the Mn content needs to be 1.8% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 3.5%, chemical conversion property and plating property are deteriorated. Therefore, the Mn content is set to 1.8% or more and 3.5% or less.
  • a preferable Mn content for the lower limit is 1.9% or more. More preferably, it is 2.1% or more, More preferably, it is 2.3% or more.
  • a preferable Mn content for the upper limit is 3.2% or less. More preferably, it is 3.0% or less, More preferably, it is 2.8% or less.
  • P 0.05% or less
  • P is an element that generates low-temperature brittleness, and thus is an element that generates cracks during cooling during welding. Therefore, from the viewpoint of weldability, it is preferable to reduce the P content as much as possible.
  • the P content can be allowed to be 0.05%. Preferably it is 0.03% or less. Although it is desirable to reduce the P content as much as possible, no addition may be possible, but 0.002% may be inevitably mixed in production.
  • S 0.005% or less S forms a coarse sulfide in the steel, which extends during hot rolling and becomes wedge-shaped inclusions, which adversely affects weldability. Therefore, it is preferable to reduce the S content as much as possible. In the present invention, up to 0.005% is acceptable, so the upper limit of S content is set to 0.005%. Preferably, it is 0.003% or less. Although it is desirable to reduce the S content as much as possible, no addition may be possible, but 0.0002% may inevitably be mixed in production.
  • the Al content is preferably 0.02% or more. More preferably, it is 0.03% or more.
  • Al forms a coarse oxide that deteriorates weldability. Therefore, the upper limit of the Al content is set to 0.08%. Preferably it is 0.07% or less. More preferably, it is 0.06% or less.
  • N 0.0060% or less
  • N is a harmful element that deteriorates normal temperature aging and causes unexpected cracks, or causes microvoid formation during spot welding and deteriorates weldability. Therefore, it is desirable to reduce the N content as much as possible, but in the present invention, up to 0.0060% is acceptable. Preferably it is 0.0050% or less. More preferably, it is 0.0040% or less. Although it is desirable to reduce the N content as much as possible, no addition may be possible, but 0.0005% may be inevitably mixed in production.
  • V 0.001% or more and 1% or less
  • Ti 0.001% or more and 0.3% or less
  • Nb One or more kinds of 0.001% or more and 0.3% or less
  • V, Ti and Nb are C It is an element that contributes to increasing the strength of steel sheets by forming fine carbides by combining with. On the other hand, since it will precipitate as a coarse carbide when it contains excessively, weldability will be deteriorated.
  • V 0.001% to 1%
  • Ti 0.001% to 0.3%
  • Nb 0.001% to 0.3%
  • a preferable V content for the lower limit is 0.005% or more. More preferably, it is 0.010% or more, More preferably, it is 0.050% or more.
  • a preferable V content for the upper limit is 0.6% or less. More preferably, it is 0.5% or less, More preferably, it is 0.4% or less.
  • the preferable Ti content for the lower limit is 0.005% or more. More preferably, it is 0.010% or more, More preferably, it is 0.020% or more.
  • a preferable Ti content for the upper limit is 0.2% or less. More preferably, it is 0.1% or less.
  • a preferable Nb content for the lower limit is 0.005% or more. More preferably, it is 0.010% or more, More preferably, it is 0.030% or more.
  • a preferable Nb content for the upper limit is 0.15% or less. More preferably, it is 0.10% or less, More preferably, it is 0.08% or less.
  • Sb 0.001% or more and 0.050% or less of one or two or more Cr, Mo, and Ni contribute to increasing the strength of the steel sheet and improve spot weldability by segregating on the interface. It is an effective element. On the other hand, when these elements are added excessively, the transformation point is largely changed, so that a desired steel structure cannot be obtained, and chemical conversion properties and plating properties are deteriorated. B and Sb are elements that are effective in suppressing the occurrence of cracks in spot welding because the surface energy required for crack generation increases due to segregation at the interface.
  • Cr 0.001% to 1.0%
  • Mo 0.001% to 1.0%
  • Ni 0.001% to 1.0%
  • B 0.0001% It was made 0.0050% or less
  • Sb 0.001% or more and 0.050% or less.
  • a preferable Cr content for the lower limit is 0.010% or more. More preferably, it is 0.050% or more, More preferably, it is 0.100% or more.
  • a preferable Cr content for the upper limit is 0.8% or less. More preferably, it is 0.7% or less, More preferably, it is 0.6% or less.
  • a preferable Mo content for the lower limit is 0.010% or more.
  • a preferable Mo content for the upper limit is 0.6% or less. More preferably, it is 0.5% or less, More preferably, it is 0.4% or less.
  • a preferable Ni content for the lower limit is 0.010% or more. More preferably, it is 0.020% or more, More preferably, it is 0.030% or more.
  • a preferable Ni content for the upper limit is 0.5% or less. More preferably, it is 0.4% or less, More preferably, it is 0.3% or less.
  • a preferable B content for the lower limit is 0.0003% or more. More preferably, it is 0.0006% or more, More preferably, it is 0.0010% or more.
  • a preferable B content for the upper limit is 0.0030% or less. More preferably, it is 0.0020% or less, More preferably, it is 0.0015% or less.
  • the preferred Sb content for the lower limit is 0.005% or more. More preferably, it is 0.008% or more, More preferably, it is 0.010% or more.
  • a preferable Sb content for the upper limit is 0.040% or less. More preferably, it is 0.030% or less.
  • REM, Sn, Mg, and Ca total 0.0001% or more and 0.1% or less REM, Sn, Mg, and Ca have spot weldability by spheroidizing inclusions. It is an element to improve. On the other hand, even if added excessively, the effect is saturated, leading to wasted additive elements.
  • any one or two or more of REM, Sn, Mg, and Ca is made 0.0001% or more and 0.1% or less in total.
  • any 1 type or 2 types or more of REM, Sn, Mg, Ca is 0.0005% or more in total.
  • any 1 type or 2 types or more of REM, Sn, Mg, Ca is 0.02% or less in total.
  • Components other than the above components are Fe and inevitable impurities.
  • the said arbitrary component when included below a lower limit, the arbitrary element shall be contained as an unavoidable impurity.
  • the steel structure of the thin steel sheet according to the present invention includes ferrite as an area ratio of 25% to 65%, martensite with iron-based carbides precipitated in martensite grains as an area ratio of 35% to 75%, and the above as the remaining structure. Excluding ferrite and martensite, the total area ratio is 20% or less (including 0%), and the average particle diameter of the ferrite and martensite is 5 ⁇ m or less, respectively, on the interface between the ferrite and martensite.
  • the total of Si and Mn is 5 atomic% or more in atomic concentration. Note that “atomic%” which is a unit of atomic concentration may be simply expressed as “%”.
  • Ferrite area ratio is 25% or more and 65% or less
  • Ductility is required for use as an automobile member, and the ferrite area ratio needs to be 25% or more in order to obtain a desired elongation.
  • the ferrite area ratio is set to 25% or more and 65% or less.
  • a preferred area ratio for the lower limit is 35% or more. More preferably, it is 40% or more.
  • a preferred area ratio for the upper limit is 60% or less. More preferably, it is 58% or less.
  • the area ratio of martensite in which iron carbide precipitates in martensite grains is 35% or more and 75% or less.
  • Martensite in which iron carbide precipitates in martensite grains is a structure that substantially increases the strength of the steel of the present invention. It is. In order to obtain a tensile strength of 900 MPa or more, the area ratio of martensite needs to be 35% or more. On the other hand, when the area ratio of this martensite exceeds 75%, desired elongation cannot be obtained. From the above, the area ratio of martensite in which iron-based carbides precipitated in martensite grains was set to 35% or more and 75% or less.
  • the preferred area ratio for the lower limit is 37% or more. More preferably, it is 40% or more.
  • the preferred area ratio for the upper limit is 70% or less. More preferably, it is 60% or less.
  • the iron-based carbide means cementite, ⁇ carbide, ⁇ carbide, ⁇ carbide, and the like.
  • the martensite is a structure obtained in the cooling process during annealing, and is generated in the process of cooling from 250 ° C. to 150 ° C. when the Ms point is high. Therefore, it is necessary to cool on the conditions that the residence time when cooling from 250 ° C. to 150 ° C. in the cooling process after annealing is 20 seconds or more. Under the present circumstances, the average particle diameter of the iron-type carbide
  • the reason why the martensite with no carbide precipitated was not selected is that the hardness difference between the ferrite and the martensite with no carbide precipitated is large, and there is a high possibility that cracks will occur due to stress concentration during welding. It is.
  • Total area ratio other than ferrite and martensite is 20% or less (including 0%)
  • examples of structures other than martensite in which iron-based carbides are precipitated in ferrite and martensite grains include bainite, martensite in which carbides are not precipitated in grains, residual austenite, and pearlite. Since these structures reduce strength or deteriorate weldability, it is desirable to reduce them as much as possible. In particular, when the interface between ferrite and martensite moves at a low temperature at which bainite transformation occurs, the amount of segregation of Si and Mn is reduced. Therefore, it is preferable to suppress bainite as much as possible.
  • the total area ratio of structures other than martensite in which iron-based carbides are precipitated in ferrite and martensite grains can be allowed up to 20%. Preferably it is less than 15%, more preferably 8% or less.
  • the above-mentioned other structures may be 0%, and are often included by 1% or more or 2% or more.
  • the average particle size of martensite with iron-based carbides precipitated in ferrite and martensite grains is 5 ⁇ m or less, respectively. Cracks during welding occur at the interface between ferrite and martensite with iron-based carbides precipitated. . Therefore, in order to suppress cracking by increasing the surface energy at the time of crack generation, it is necessary to reduce the particle size of martensite on which ferrite and iron-based carbides are precipitated. Therefore, it is necessary that the average particle diameter of martensite on which ferrite and iron-based carbides are precipitated is 5 ⁇ m or less. Preferably, it is 4 ⁇ m or less. In the present invention, usually, an average particle diameter of 1 ⁇ m or more is often obtained.
  • the total amount of Si and Mn segregated on the interface between ferrite and martensite in which iron-based carbides are precipitated in the martensite grains is 5% or more in atomic concentration. Cracking due to zinc grain boundary erosion during spot welding causes grain boundary erosion. Improve if you block. For this purpose, it is effective to reduce the wettability of the grain boundaries. In order to obtain this effect, the total atomic concentration of Si and Mn on the interface between ferrite and martensite in which iron-based carbides are precipitated in the martensite grains needs to be 5% or more. Preferably, it is 7% or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but the upper limit is substantially 25%. Further, it is often 20% or less or 15% or less.
  • the total of Cr, Mo, Ni, B, and Sb segregated on the interface between ferrite and martensite is 5% or more in atomic concentration.
  • One or two of Cr, Mo, Ni, B, or Sb as an optional element (optional element) when the above is included, in order to further improve the spot weldability, atomic concentrations of Cr, Mo, Ni, B and Sb on the interface between ferrite and martensite in which iron-based carbides are precipitated in the martensite grains are included. Must be 5% or more in total.
  • Cr and Ni are effective elements for reducing the wettability of grain boundaries and preventing the grain boundary erosion of zinc.
  • Mo, B, and Sb have the effect of increasing the surface energy at the time of crack occurrence and suppressing the crack occurrence.
  • the atomic concentration of Cr, Mo, Ni, B and Sb is 7% or more in total.
  • the upper limit of the atomic concentration is not particularly limited, but the upper limit is substantially 35%. Moreover, it is often 25% or less
  • the thin steel plate of the present invention is a thin steel plate having a plating layer
  • the type of the plating layer is not particularly limited, and examples thereof include a hot-dip plating layer and an electroplating layer.
  • the composition of the plating layer is not particularly limited as long as it is a general composition.
  • the plating layer contains, by mass%, Fe: 20.0% or less, Al: 0.001% or more and 3.5% or less, and further Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, One or two or more selected from Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, and REM are contained in a total of 0 to 3.5%, with the balance being Zn and inevitable impurities.
  • the plating layer may be an alloyed plating layer. In the case of an alloyed plating layer, the Fe content in the plating layer is usually 5.0% or more and 20% or less.
  • a manufacturing method of a thin steel plate having no plating layer and a manufacturing method of a thin steel plate having a plating layer are slightly different in the manufacturing conditions in that the steel plate is immersed in a plating bath.
  • the manufacturing method of the thin steel plate which does not have a plating layer, and the manufacturing method of the thin steel plate which has a plating layer are demonstrated in order.
  • the manufacturing method of the thin steel plate (thin steel plate which has a plating layer) of this invention heats the steel raw material which has said component composition at 1150 degreeC or more and 1350 degrees C or less, and performs hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling.
  • the finish rolling finish temperature is set to 820 ° C. or higher, and winding is performed at 350 ° C. or higher and 680 ° C. or lower (hot rolling step).
  • cold rolling is performed (cold rolling process).
  • the sample is allowed to stay at 840 ° C. or more for 20 seconds or more and 180 seconds or less, and then cooled, and is kept at 770 ° C. or more and 820 ° C. or less for 10 seconds or more. Is cooled under the condition that the residence time of 35 ° C./s or more and 150 ° C. or more and 250 ° C. or less is 20 seconds or more.
  • the steel material having the above component composition is heated at 1150 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower, and in performing hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling, the finish rolling finish temperature is set to 820 ° C. or higher, This is a step of winding at 350 ° C. or higher and 680 ° C. or lower.
  • the melting method for producing the steel material is not particularly limited, and a known melting method such as a converter or an electric furnace can be employed. Further, secondary refining may be performed in a vacuum degassing furnace. Then, it is preferable to use a slab (steel material) by a continuous casting method from the viewpoint of productivity and quality. Also, the slab may be formed by a known casting method such as ingot-bundling rolling or continuous slab casting.
  • Heating temperature of steel material 1150 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower
  • it is necessary to heat the steel material prior to rough rolling so that the steel structure of the steel material becomes a substantially homogeneous austenite phase.
  • the heating temperature exceeds 1350 ° C. the scale loss increases and damage to the furnace body of the heating furnace increases. Therefore, the heating temperature of the steel material is set to 1150 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower.
  • a preferable heating temperature for the lower limit is 1180 ° C. or higher.
  • a preferable heating temperature for the upper limit is 1320 ° C. or lower.
  • t is a heating time (unit is second), and T is a heating temperature (unit is ° C.).
  • the expression (1) is a conditional expression obtained experimentally in order to reduce the adverse effect of Mn segregation that causes a band-like uneven structure in slab heating. If the left side of the formula (1) is 0 or more, Mn diffuses during slab heating and the adverse effect on weldability due to the formation of a band-like non-uniform structure is reduced.
  • Finish rolling end temperature 820 ° C or higher If the finish rolling end temperature is lower than 820 ° C, transformation from austenite to ferrite starts during rolling, and the local strength of the steel sheet fluctuates. The sheet thickness accuracy of rolling deteriorates. Therefore, the finish rolling end temperature is set to 820 ° C. or higher. Preferably it is 840 degreeC or more. In addition, although the upper limit of finish rolling completion temperature is not specifically limited, 1020 degreeC is an upper limit substantially by restrictions of production equipment.
  • Winding temperature 350 ° C. or higher and 680 ° C. or lower
  • the winding temperature is lower than 350 ° C.
  • the shape of the hot rolled sheet deteriorates, and the thickness accuracy after cold rolling deteriorates.
  • the coiling temperature exceeds 680 ° C.
  • an oxide film that cannot be removed by pickling is generated on the surface of the hot-rolled sheet, and the surface appearance after cold rolling is impaired.
  • the winding temperature range was set to 350 ° C. or more and 680 ° C. or less.
  • a preferable coiling temperature for the lower limit is 380 ° C. or higher.
  • a preferable coiling temperature for the upper limit is 650 ° C. or lower.
  • the subsequent cold rolling step is a step of cold rolling the hot-rolled sheet after the hot rolling step.
  • it is necessary to cold-roll the hot-rolled sheet after the hot rolling process. You may cold-roll after pickling.
  • the rolling rate in the cold rolling is not particularly limited, but is usually 20 to 80%.
  • the annealing step is performed after the cold rolling step, after retaining at 840 ° C. or more for 20 seconds or more and 180 seconds or less, cooling, and at 770 ° C. or more and 820 ° C. or less for 10 seconds or more, from the cooling start temperature to 450 ° C.
  • This is a step of cooling under the condition that the average cooling rate to 35 ° C. is 35 ° C./s or more and the residence time is 150 ° C. or more and 250 ° C. or less is 20 seconds or more.
  • This step and the next step are necessary to control the element concentration (atomic concentration) on the interface between ferrite and martensite in which iron-based carbides are precipitated in the martensite grains. It is a difficult process. On the interface, the diffusion rate is high, and distribution is performed according to the solubility of ferrite and austenite. Therefore, when manufacturing from two-phase annealing, a desired element concentration distribution cannot be obtained. Therefore, in the annealing process, the transformation from ferrite to austenite is almost completed, the element concentration is made uniform, and the element concentration distribution is obtained by utilizing element distribution accompanying the interface movement when transforming from austenite to ferrite in the next process. Control.
  • the lower limit is preferably 840 ° C. or higher and 30 seconds or longer.
  • the upper limit is preferably 160 seconds or less. More preferably, it is 100 seconds or less, More preferably, it is 50 seconds or less.
  • the upper limit of heating temperature is 900 degrees C or less normally.
  • Residence at 770 ° C. or more and 820 ° C. or less for 10 seconds or more transformation from austenite to ferrite is performed to obtain a desired element concentration distribution along with the interface movement, and then a desired steel structure area ratio is obtained.
  • it is necessary to retain at 770 ° C. or higher and 820 ° C. or lower for 10 seconds or longer.
  • it is 780 degreeC or more and 810 degrees C or less for 20 second or more.
  • the upper limit of residence time is not specifically limited, It is substantially 60 seconds or less on restrictions of production equipment. Preferably it is 50 seconds or less.
  • cooling is performed after the heat residence at 840 ° C. or more, but the cooling condition is not particularly limited. In addition, this cooling may be cooling that does not particularly adjust conditions such as natural cooling.
  • the average cooling rate from the cooling start temperature to 450 ° C. is 35 ° C./s or more and the interface between austenite and ferrite moves at a low temperature, it becomes difficult to diffuse substitutional elements, so that the desired element concentration distribution cannot be obtained. . Therefore, the cooling rate is required to be fast.
  • the mobility of the interface between austenite and ferrite is large in a temperature range exceeding 450 ° C. Therefore, the average cooling rate from the cooling start temperature to 450 ° C. is set to 35 ° C./s or more. Preferably it is 35 degrees C / s or more. About an upper limit, it is 100 degrees C / s or less normally.
  • the cooling start temperature is preferably 770 ° C. or higher.
  • the retention temperature of “residence at 770 ° C. or more and 820 ° C. or less for 10 seconds or more” before the start of the main cooling may coincide with the cooling start temperature, or the cooling start temperature may be lower.
  • the cooling conditions from the residence temperature to the cooling start temperature are not particularly limited.
  • the cooling stop temperature should just be 450 degrees C or less.
  • the cooling stop temperature is the cooling stop temperature of cooling at the average cooling rate. Since cooling such as cooling is appropriately performed after this cooling, the residence time in the temperature range of 350 ° C. or higher and 450 ° C. or lower is There is a residence time in a temperature range of 150 ° C. or more and 250 ° C. or less.
  • the residence time at 350 ° C. or higher and 450 ° C. or lower which is the temperature range where the bainite transformation proceeds, is 120 seconds or shorter. If it exceeds 120 seconds, the bainite transformation proceeds and a desired segregation amount may not be obtained. Although there is no desirable lower limit time, the operation substantially stays for 2 seconds or more.
  • the residence time is often 20 seconds or more.
  • the manufacturing method of the thin steel plate which has a plating layer is demonstrated. Since it is the same as that of the manufacturing method of the thin steel plate which does not have a plating layer about cold rolling, description is abbreviate
  • the sample is retained at 840 ° C. or higher for 20 seconds or more and 180 seconds or less, then cooled, and is retained at 770 ° C. or more and 820 ° C. or less for 10 seconds or more, and then cooling is started The average cooling rate from the temperature to 450 ° C.
  • the plating treatment is performed by immersing in a plating bath or the plating treatment is performed, and the alloying treatment is further performed. After the alloying treatment, cooling is performed under a condition where a residence time of 150 ° C. or more and 250 ° C. or less is 20 seconds or more.
  • the alloying treatment conditions are not particularly limited, but the alloying treatment temperature is preferably 490 to 580 ° C. and the alloying treatment time is preferably 0.1 to 10 seconds.
  • This step and the next step are to control the element concentration (atomic concentration) on the interface between ferrite and martensite in which iron-based cementite is precipitated in the martensite grains.
  • This is a necessary process.
  • the diffusion rate is high, and distribution is performed according to the solubility of ferrite and austenite. Therefore, when manufacturing from two-phase annealing, a desired element concentration distribution cannot be obtained. Therefore, in the annealing process, the transformation from ferrite to austenite is almost completed, the element concentration is made uniform, and the element concentration distribution is obtained by utilizing element distribution accompanying the interface movement when transforming from austenite to ferrite in the next process. Control.
  • the lower limit is preferably 840 ° C. or higher and 30 seconds or longer.
  • the upper limit is preferably 160 seconds or less. More preferably, it is 100 seconds or less, More preferably, it is 50 seconds or less.
  • the upper limit of heating temperature is 900 degrees C or less normally.
  • Residence at 770 ° C. or more and 820 ° C. or less for 10 seconds or more transformation from austenite to ferrite is performed to obtain a desired element concentration distribution along with the interface movement, and then a desired steel structure area ratio is obtained.
  • they are 770 degreeC or more and 820 degrees C or less for 20 seconds or more.
  • the upper limit of residence time is not specifically limited, It is substantially 60 seconds or less on restrictions of production equipment. Preferably it is 50 seconds or less.
  • cooling is performed after the heating strip at 840 ° C. or higher, but the cooling conditions are not particularly limited. In addition, this cooling may be cooling that does not particularly adjust conditions such as natural cooling.
  • the average cooling rate from the cooling start temperature to 450 ° C. is 35 ° C./s or more and the interface between austenite and ferrite moves at a low temperature, it becomes difficult to diffuse substitutional elements, so that the desired element concentration distribution cannot be obtained. . Therefore, the cooling rate is required to be fast.
  • the mobility of the interface between austenite and ferrite is large in a temperature range exceeding 450 ° C. Therefore, the average cooling rate from the cooling start temperature to 450 ° C. is set to 35 ° C./s or more. Preferably it is 35 degrees C / s or more. About an upper limit, it is 100 degrees C / s or less normally.
  • the cooling start temperature is preferably 760 ° C. or higher.
  • the retention temperature of “residence at 770 ° C. or more and 820 ° C. or less for 10 seconds or more” before the start of the main cooling may coincide with the cooling start temperature, or the cooling start temperature may be lower.
  • the cooling start temperature is lower, the cooling conditions from the residence temperature to the cooling start temperature are not particularly limited.
  • the cooling stop temperature should just be 450 degrees C or less.
  • plating is performed. Thereby, the thin steel plate which has a plating layer can be manufactured.
  • a specific method of the plating treatment is not particularly limited, and any of hot dipping and electroplating may be used. In the case of hot dip plating, an alloying treatment may be performed.
  • a steel material having a thickness of 250 mm having the composition shown in Table 1 is subjected to a hot rolling process under the hot rolling conditions shown in Table 2 to form a hot rolled sheet, and a cold rolling rate of 28% or more and 68% or less is cold.
  • a rolling process was performed to obtain a cold-rolled sheet, and annealing under the conditions shown in Table 2 was performed in a continuous annealing line or a continuous hot dipping line. Then, the plating process and the alloying process were performed as needed.
  • the temperature of the plating bath immersed in the continuous hot dipping line is 460 ° C.
  • the amount of plating is GI (hot dip plated steel), GA (alloyed)
  • Both the hot-dip galvanized steel sheets) were 45 to 65 g / m 2 per side, and the amount of Fe contained in the GA material plating layer was in the range of 6 to 14% by mass.
  • the alloying treatment temperature was 540 ° C. and the alloying treatment time was 4 seconds. In all cases, the plate thickness was in the range of 0.4 mm to 3.2 mm.
  • Specimens were collected from the cold-rolled steel sheet (CR material), hot-dip steel sheet (GI material) or alloyed hot-dip steel sheet (GA material) obtained as described above and evaluated by the following methods.
  • the area ratio of each phase was evaluated by the following method. Cut out from the steel plate so that the cross section parallel to the rolling direction becomes the observation surface, and the center portion of the plate thickness appears to corrode with 1% nital, and is magnified 2000 times with a scanning electron microscope, and the thickness is 1/4 t (where t is the plate thickness). Thickness) was taken for 10 fields of view.
  • the ferrite phase is a structure with a form in which corrosion marks and iron-based carbides are not observed in the grains, and martensite in which iron-based iron carbides are precipitated in the martensite grains is a large number of fine grains having orientation in the grains. It is a structure with iron-based carbides and corrosion marks.
  • the area ratios of the ferrite phase, the martensite and other structures were determined, and the results are shown in Table 3.
  • the martensite particle size in which iron-based carbides precipitated in ferrite and martensite grains was determined by image analysis using image analysis software (Image-Pro Plus ver. 7.0, manufactured by Nippon Roper Co., Ltd.). Table 3 shows the average particle size. As the image, 10 fields of view taken by measuring the area ratio were used. Moreover, the average value was calculated by setting the diameter of a circle having the same area as the area of each grain (ferrite grain or martensite grain) as the grain size. When determining the particle size, the grain boundaries of ferrite grains or martensite grains were determined as the contour of the metal structure.
  • the grain boundary was set to ⁇ 0.25 nm from the position where the element concentration was maximum, and the atomic concentrations of Si, Mn, Cr, Mo, Ni, B and Sb were determined.
  • the grain boundary was specified by a method in which C was analyzed and a portion having the highest C concentration was used as the grain boundary.
  • Tensile test A JIS No. 5 tensile test piece was produced from the obtained steel sheet in the direction perpendicular to the rolling direction, and a tensile test in accordance with the provisions of JIS Z 2241 (2011) was conducted five times, and the average yield strength (YS), Tensile strength (TS) and total elongation (El) were determined.
  • the crosshead speed in the tensile test was 10 mm / min.
  • the tensile strength: 900 MPa or more and the total elongation: 13% or more were defined as the mechanical properties of the steel sheet required for the steel of the present invention.
  • a plated steel plate of JAC270C having a plate thickness of 1.0 mm in accordance with Japan Iron and Steel Federation Standard JFS A 3011: 2014 was sandwiched between the present invention steel or two comparative steels and spot welding was performed.
  • the welding conditions were a dome radius chrome copper electrode with a tip diameter of 7 mm ⁇ , a welding time of 25 cycles (60 Hz), a pressure of 300 kgf, and a nugget diameter of 6 mm.
  • the cross-sectional structure of the welded portion was observed to observe the presence or absence of cracks. In the case where cracks of 10 ⁇ m or more occurred, “x” was determined as failure, and “ ⁇ ” was determined as failure otherwise, and the results are shown in Table 3.
  • welding condition 2 which is a more severe condition, was a result that the level in the preferred range of the slab heating condition was good after controlling the grain boundary atomic concentration of Cr, Mo, Ni, B and Sb.

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Abstract

引張強さ：９００ＭＰａ以上を有し、かつ良好な溶接性を有する薄鋼板およびその製造方法を提供する。 特定の成分組成と、フェライトを面積率で２５％以上６５％以下、マルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトを面積率で３５％以上７５％以下、残部組織として前記フェライトおよび前記マルテンサイト以外を面積率合計で２０％以下（０％を含む）含み、前記フェライトおよび前記マルテンサイトの平均粒径がそれぞれ５μｍ以下であり、前記フェライトと前記マルテンサイトとの界面上のＳｉおよびＭｎの合計が原子濃度で５％以上である鋼組織と、を有し、引張強さが９００ＭＰａ以上であることを特徴とする薄鋼板とする。

Description

薄鋼板およびその製造方法
　本発明は、薄鋼板およびその製造方法に関するものである。
　近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量の規制を目的として自動車業界全体で自動車の燃費改善が指向されている。自動車の燃費改善には、使用部品の薄肉化による自動車の軽量化が最も有効であるため、近年、自動車部品用素材としての高強度鋼板（高強度化された薄鋼板）の使用量が増加しつつある。
　一方、鋼板の溶接性は高強度化にともない悪化する傾向にある。そのため、高強度に加え、溶接性に優れた鋼板が望まれている。溶接性を満足しない鋼板は、溶接で接合する際に割れ等の不具合を生じるため、自動車部品等として利用できない。自動車部品等を軽量化するうえでは、高強度と溶接性とを兼備した鋼板開発が必須であり、これまでにも溶接性に着目した高強度の冷延鋼板および溶融めっき鋼板について、様々な技術が提案されている。
　例えば、特許文献１では、質量％で、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：１．５～４．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．５０％、Ｃｒ：０．０１０～２．０００％、Ｎｂ：０．００５～０．１００％、Ｔｉ：０．００５～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％を、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＢを規定の範囲内で含有させ、面積率でフェライト：１０％以下、ベイニティックフェライト：２～３０％、マルテンサイト：６０～９８％を含み、Ｘ線回折法により求めた残留オーステナイトの割合が２％未満からなる金属組織（鋼組織）としたうえで、ベイナイトのみに隣接する塊状マルテンサイトの全組織に占める割合が１０％以下とし、表面から１００μｍと２０μｍとの硬度差を規定することで、スポット溶接性、耐衝撃性及び曲げ加工性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られるとしている。
　特許文献２では、質量％で、Ｃ：０．０５～０．１３％、Ｓｉ：０．０５～２．０％、Ｍｎ：１．５～４．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｃｒ：０．０５～１．０％、Ｎｂ：０．０１０～０．０７０％、Ｔｉ：０．００５～０．０４０％およびＮ：０．０００５～０．００６５％を含有し、鋼中のＴｉのうち７０％以上を析出させ、Ｎｂを１５％以上固溶状態として残存させることで引張強さが９８０ＭＰａ以上のスポット溶接性に優れた冷延鋼板が得られるとしている。
　特許文献３では、質量％で、Ｃ：０．０７～０．１５％、Ｓｉ：１．１～１．６％、Ｍｎ：２．０～２．８％、Ｐ：０％超０．０１５％以下、Ｓ：０％超０．００５％以下、Ａｌ：０．０１５～０．０６％、Ｔｉ：０．０１０～０．０３％、およびＢ：０．００１０～０．００４％を含有し、鋼板の板厚の１／４位置において下記金属組織の面積率が、焼戻しマルテンサイト：１０面積％以上３０面積％未満、ベイナイト：７０面積％超、焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計：９０面積％以上、フェライト：０面積％以上５面積％以下、および残留オーステナイト：０面積％以上４面積％以下を満足する引張強度が９８０ＭＰａ以上、且つ、０．２％耐力が７００ＭＰａ未満の、延性、伸びフランジ性、および溶接性に優れた冷延鋼板板、溶融亜鉛めっき鋼板、および合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られるとしている。
特許第５８５８１９９号公報 特開２０１５－２０００１３号公報 特開２０１６－３７６５０号公報
　特許文献１で提案された技術では、スポット溶接性を良好なものとさせるための要件として、Ｃ、Ｓｉ、ＰおよびＳ含有量を規定したのみで、スポット溶接性が十分とは言えないケースがある。
　特許文献２で提案された技術では、熱間圧延前のスラブ再加熱工程において、（Ｔｓ－５０）℃以上で加熱することでＮｂ系晶出物を溶解するとしているが、焼鈍温度である９００℃以下ではＮｂ系炭化物が不可避的に析出する温度域であり、固溶Ｎｂを１５％安定的に残存させることは困難である。
　特許文献３で提案された技術においても溶接性を改善するための指標は低Ｃ化のみで、特許文献１と同様、スポット溶接性が十分といえないケースがある。
　本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、引張強さ：９００ＭＰａ以上を有し、かつ良好な溶接性を有し、伸びも良好である薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは上記課題を解決するために、引張強さ９００ＭＰａ以上かつ良好な溶接性を兼備する薄鋼板の要件について鋭意検討した。本件で対象とする薄鋼板の板厚は、０．４ｍｍ以上３．２ｍｍ以下である。スポット溶接にあたり、条件によって溶接後に割れが発生する事象が発生した。割れが発生した溶接条件や鋼板の鋼組織を鋭意調査した結果、亜鉛めっき鋼板と冷延鋼板とを溶接させる場合、もしくはめっき鋼板同士を溶接させる場合、亜鉛の粒界浸食により割れを助長させること、加工性が良好なフェライトとマルテンサイトの溶接性を改善するには、スポット溶接時に応力集中源となる軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトとの硬度差を低減し、亜鉛の粒界浸食を防いだうえで割れ抑制のためフェライトとマルテンサイトとの表面エネルギーを上昇させることが有効であることが判明した。本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
　［１］質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．６０％以上１．６５％以下、Ｍｎ：１．８％以上３．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００６０％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、フェライトを面積率で２５％以上６５％以下、マルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトを面積率で３５％以上７５％以下、残部組織として前記フェライトおよび前記マルテンサイト以外を面積率合計で２０％以下（０％を含む）含み、前記フェライトおよび前記マルテンサイトの平均粒径がそれぞれ５μｍ以下であり、前記フェライトと前記マルテンサイトとの界面上のＳｉおよびＭｎの合計が原子濃度で５％以上である鋼組織と、を有し、引張強さが９００ＭＰａ以上である薄鋼板。
　［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０．００１％以上１％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．３％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．３％以下の１種または２種以上を含有する［１］に記載の薄鋼板。
　［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下の１種または２種以上を含有し、前記フェライトと前記マルテンサイトとの界面上のＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、ＢおよびＳｂの原子濃度が合計で５％以上である［１］または［２］に記載の薄鋼板。
　［４］前記成分組成は、さらに、質量％で、ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｃａのいずれか１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．１％以下含有する［１］から［３］のいずれかに記載の薄鋼板。
　［５］表面にめっき層を具える［１］～［４］のいずれかに記載の薄鋼板。
　［６］前記めっき層の組成がＦｅ：２０．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上３．５％以下とＰｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、ＢｉおよびＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計０％～３．５％とを含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる［５］に記載の薄鋼板。
　［７］前記めっき層は、合金化溶融めっき層である［５］または［６］に記載の薄鋼板。
　［８］［１］～［４］のいずれかに記載の薄鋼板の製造方法であって、鋼素材を、１１５０℃以上１３５０℃以下で加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施すにあたり、仕上げ圧延終了温度を８２０℃以上とし、３５０℃以上６８０℃以下で巻き取り、冷間圧延を施し、冷間圧延後加熱し８４０℃以上で２０秒以上１８０秒以下滞留させた後、冷却し、７７０℃以上８２０℃以下で１０秒以上滞留させ、冷却開始温度から４５０℃までの平均冷却速度が３５℃／ｓ以上、１５０℃以上２５０℃以下の滞留時間が２０秒以上の条件で冷却する薄鋼板の製造方法。
　［９］［５］～［７］のいずれかに薄鋼板の製造方法であって、鋼素材を、１１５０℃以上１３５０℃以下で加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施すにあたり、仕上げ圧延終了温度を８２０℃以上とし、３５０℃以上６８０℃以下で巻き取り、冷間圧延を施し、冷間圧延後加熱し８４０℃以上で２０秒以上１８０秒以下滞留させた後、冷却し、７７０℃以上８２０℃以下で１０秒以上滞留させ、冷却開始温度から４５０℃までの平均冷却速度が３５℃／ｓ以上で冷却し、その後、めっき浴に浸漬させることによりめっき処理を行うか又は該めっき処理を行いさらに合金化処理を行い、めっき処理又は合金化処理後１５０℃以上２５０℃以下の滞留時間が２０秒以上の条件で冷却する薄鋼板の製造方法。
　本発明の薄鋼板は、引張強さ（ＴＳ）：９００ＭＰａ以上の高強度と、優れた溶接性を兼ね備え、さらに、良好な伸びを示す。本発明の薄鋼板を自動車部品に適用すれば、自動車部品のさらなる軽量化が実現される。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　＜成分組成＞
　本発明の薄鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．６０％以上１．６５％以下、Ｍｎ：１．８％以上３．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００６０％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
　上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０．００１％以上１％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．３％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．３％以下の１種または２種以上を含有してもよい。
　また、上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下の１種または２種以上を含有してもよい。
　以下、各成分について具体的に説明する。以下の説明において、成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０５％以上０．２０％以下
　Ｃは、焼き戻しマルテンサイトの硬度に関係し、鋼板の強度を上昇させるために有効な元素である。引張強さ：９００ＭＰａ以上を得るには、少なくともＣ含有量を０．０５％以上にする必要がある。一方、Ｃ含有量が０．２０％を上回ると、スポット溶接での溶融金属部の硬度が過度に上昇し、熱影響部（ＨＡＺ部）との硬度差が生じることによってスポット溶接性を低下させる。そのため、Ｃ含有量の範囲を０．０５％以上０．２０％以下とした。下限について好ましいＣ含有量は０．０７％以上である。より好ましくは０．０８％以上、さらに好ましくは０．０９％以上である。上限について好ましいＣ含有量は０．１７％以下である。より好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．１３％以下である。
　Ｓｉ：０．６０％以上１．６５％以下
　Ｓｉは、界面上に偏析させることで粒界の濡れ性を低下させ、スポット溶接での亜鉛の粒界浸食を抑えることで割れ発生を抑える効果がある元素である。この効果を得るには、少なくともＳｉを０．６０％含有する必要がある。一方、Ｓｉ含有量が１．６５％を上回ると、化成処理性やめっき性への悪影響が顕在化し、自動車用部材として適用が困難となる。以上から、Ｓｉ含有量範囲を０．６０％以上１．６５％以下とした。下限について好ましいＳｉ含有量は０．７０％以上である。より好ましくは０．９０％以上、さらに好ましくは１．１０％以上である。上限について好ましいＳｉ含有量は１．６０％以下である。より好ましくは１．５０％以下、さらに好ましくは１．４０％以下である。
　Ｍｎ：１．８％以上３．５％以下
　ＭｎもＳｉと同様、界面上に偏析させることで、スポット溶接での粒界浸漬を抑制する効果のある元素である。この効果を得るには、Ｍｎ含有量は１．８％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ含有量が３．５％を上回ると、化成処理性やめっき性が悪化する。そのため、Ｍｎ含有量は１．８％以上３．５％以下とした。下限について好ましいＭｎ含有量は１．９％以上である。より好ましくは２．１％以上、さらに好ましくは２．３％以上である。上限について好ましいＭｎ含有量は３．２％以下である。より好ましくは３．０％以下、さらに好ましくは２．８％以下である。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは、低温脆性を発生させる元素であるため、溶接時の冷却時に割れを発生させる元素である。したがって、溶接性の観点から、Ｐ含有量は極力低減することが好ましく、本発明では、Ｐ含有量は０．０５％まで許容できる。好ましくは０．０３％以下である。Ｐ含有量は極力低減する方が望ましく無添加でもよいが、製造上、０．００２％は不可避的に混入する場合がある。
　Ｓ：０．００５％以下
　Ｓは、鋼中で粗大な硫化物を形成し、これが熱間圧延時に伸展し楔状の介在物となることで、溶接性に悪影響をもたらす。そのため、Ｓ含有量は極力低減することが好ましい。本発明では、０．００５％まで許容できるため、Ｓ含有上限量を０．００５％とした。好ましくは、０．００３％以下である。Ｓ含有量は極力低減する方が望ましく無添加でもよいが、製造上、０．０００２％は不可避的に混入する場合がある。
　Ａｌ：０．０８％以下
　Ａｌを製鋼の段階で脱酸剤として添加する場合、Ａｌ含有量を０．０２％以上含有することが好ましい。より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ａｌは溶接性を悪化させる粗大な酸化物を形成する。そのため、Ａｌ含有量上限０．０８％とした。好ましくは０．０７％以下である。より好ましくは０．０６％以下である。
　Ｎ：０．００６０％以下
　Ｎは、常温時効性を悪化させ予期せぬ割れを発生させたり、スポット溶接時の微小なボイド生成の原因となり溶接性を悪化させたりする有害な元素である。そのため、Ｎ含有量は出来る限り低減することが望ましいが、本発明では０．００６０％まで許容できる。好ましくは０．００５０％以下である。より好ましくは０．００４０％以下である。Ｎ含有量は極力低減する方が望ましく無添加でもよいが、製造上、０．０００５％は不可避的に混入する場合がある。
　以上が本発明の基本構成であるが、さらに、以下の成分（任意成分）を含有してもよい。
　Ｖ：０．００１％以上１％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．３％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．３％以下の１種または２種以上
　Ｖ、ＴｉおよびＮｂはＣと結合し微細な炭化物を形成することで鋼板の高強度化に寄与する元素である。一方、過度に含有させると粗大な炭化物として析出するため、溶接性を悪化させる。以上の観点から、Ｖ：０．００１％以上１％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．３％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．３％以下とした。下限について好ましいＶ含有量は０．００５％以上である。より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０５０％以上である。上限について好ましいＶ含有量は０．６％以下である。より好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．４％以下である。下限について好ましいＴｉ含有量は０．００５％以上である。より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上である。上限について好ましいＴｉ含有量は０．２％以下である。より好ましくは０．１％以下である。下限について好ましいＮｂ含有量は０．００５％以上である。より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０３０％以上である。上限について好ましいＮｂ含有量は０．１５％以下である。より好ましくは０．１０％以下、さらに好ましくは０．０８％以下である。
　Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下の１種または２種以上
　Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉは鋼板の高強度化に寄与し、界面上に偏析することで、スポット溶接性を改善させる効果のある元素である。一方、これら元素を過度に添加すると、変態点が大きく変化することで所望の鋼組織が得られなくなり、化成処理性やめっき性が悪化する。ＢおよびＳｂは、界面に偏析することで割れ発生に要する表面エネルギーが上昇し、スポット溶接での割れ発生抑制に効果がある元素である。過度に添加しても効果は飽和するため、添加元素の浪費につながる。以上の観点から、Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下とした。下限について好ましいＣｒ含有量が０．０１０％以上である。より好ましくは０．０５０％以上、さらに好ましくは０．１００％以上である。上限について好ましいＣｒ含有量が０．８％以下である。より好ましくは０．７％以下、さらに好ましくは０．６％以下である。下限について好ましいＭｏ含有量は０．０１０％以上である。より好ましくは０．０５０％以上、さらに好ましくは０．１００％以上である。上限について好ましいＭｏ含有量は０．６％以下である。より好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．４％以下である。下限について好ましいＮｉ含有量は０．０１０％以上である。より好ましくは０．０２０％以上、さらに好ましくは０．０３０％以上である。上限について好ましいＮｉ含有量は０．５％以下である。より好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．３％以下である。下限について好ましいＢ含有量は０．０００３％以上である。より好ましくは０．０００６％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。上限について好ましいＢ含有量は０．００３０％以下である。より好ましくは０．００２０％以下、さらに好ましくは０．００１５％以下である。下限について好ましいＳｂ含有量は０．００５％以上である。より好ましくは０．００８％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。上限について好ましいＳｂ含有量は０．０４０％以下である。より好ましくは０．０３０％以下である。
　ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｃａのいずれか１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．１％以下
　ＲＥＭ、Ｓｎ、ＭｇおよびＣａは、介在物を球状化させることでスポット溶接性を向上させる元素である。一方、過度に添加しても効果は飽和するため、添加元素の浪費につながる。以上の観点から、ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｃａのいずれか１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．１％以下とした。下限について、好ましくは、ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｃａのいずれか１種または２種以上を合計で０．０００５％以上である。上限について、好ましくは、ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｃａのいずれか１種または２種以上を合計で、０．０２％以下である。
　上記成分以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、上記任意成分を下限値未満で含む場合には、その任意元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
　＜鋼組織＞
　続いて、本発明の薄鋼板の鋼組織について説明する。本発明の薄鋼板の鋼組織は、フェライトを面積率で２５％以上６５％以下、マルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトを面積率で３５％以上７５％以下、残部組織として上記フェライトおよび上記マルテンサイト以外を面積率合計で２０％以下（０％を含む）含み、上記フェライトおよび上記マルテンサイトの平均粒径がそれぞれ５μｍ以下であり、上記フェライトと上記マルテンサイトとの界面上のＳｉおよびＭｎの合計が原子濃度で５原子％以上である。なお、原子濃度の単位である「原子％」は単に「％」と表記する場合がある。
　フェライト面積率が２５％以上６５％以下
　自動車部材として使用するには延性が必要とされ、所望の伸びを得るにはフェライトの面積率は２５％以上とする必要がある。一方、フェライトは軟質組織であるため、６５％を上回ると引張強さ９００ＭＰａ以上が得られない。そのため、フェライト面積率は２５％以上６５％以下とした。下限について好ましい面積率は３５％以上である。より好ましくは４０％以上である。上限について好ましい面積率は６０％以下である。より好ましくは５８％以下である。
　マルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトの面積率が３５％以上７５％以下
　マルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトは、実質的に本発明鋼の強度を上昇させる組織である。引張強さ９００ＭＰａ以上得るには、このマルテンサイトの面積率は３５％以上とする必要がある。一方、このマルテンサイトの面積率が７５％を上回ると所望の伸びが得られない。以上から、マルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトの面積率が３５％以上７５％以下とした。下限について好ましい上記面積率は３７％以上である。より好ましくは４０％以上である。上限について好ましい上記面積率は７０％以下である。より好ましくは６０％以下である。なお、鉄系炭化物とはセメンタイト、η炭化物、χ炭化物、ε炭化物等を意味する。
　上記マルテンサイトは、焼鈍中の冷却過程で得られる組織であり、Ｍｓ点が高い状態であると２５０℃から１５０℃までに冷却される過程で生成される。そのため、焼鈍後の冷却過程で２５０℃から１５０℃までに冷却される際の滞留時間が２０秒以上の条件で冷却する必要がある。この際、析出する鉄系炭化物の平均粒子径は０．２μｍ以下である。ここで、炭化物が析出していないマルテンサイトを選択しなかったのは、フェライトと炭化物が析出していないマルテンサイトとの硬度差が大きく、溶接時に応力集中により割れが発生する可能性が高いためである。
　フェライトおよびマルテンサイト以外の面積率合計が２０％以下（０％を含む）
　フェライトおよびマルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイト以外の組織としては、ベイナイト、粒内に炭化物が析出していないマルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトが挙げられる。これら組織は強度を低下させたり、溶接性を悪化させたりするため、極力低減することが望ましい。特にベイナイト変態が生じるような低温でフェライトとマルテンサイト界面が移動するとＳｉ、Ｍｎの偏析量が減じるため、ベイナイトは極力抑制することが好ましい。本発明では、フェライトおよびマルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイト以外の組織の合計面積率は２０％まで許容できる。好ましくは１５％未満であり、より好ましくは８％以下である。上記のその他の組織は、０％でもよく、１％以上や２％以上含まれる場合も少なくない。
　フェライトおよびマルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトの平均粒径がそれぞれ５μｍ以下
　溶接時の割れは、硬度差の大きい、フェライトと鉄系炭化物が析出したマルテンサイトとの界面で発生する。そのため、割れ発生時の表面エネルギーを増大させることで割れを抑制させるには、フェライトおよび鉄系炭化物が析出したマルテンサイトの粒径を小さくする必要がある。そのため、フェライトおよび鉄系炭化物が析出したマルテンサイトの平均粒径をそれぞれ５μｍ以下とする必要がある。好ましくは、４μｍ以下である。本発明では、通常、１μｍ以上の平均粒径が得られる場合が多い。
　フェライトとマルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトとの界面上に偏析したＳｉおよびＭｎの合計が原子濃度で５％以上
　スポット溶接時の亜鉛粒界浸食による割れは、粒界浸食を妨げれば改善される。このためには、粒界の濡れ性を低下させることが有効である。この効果を得るには、フェライトとマルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトとの界面上におけるＳｉおよびＭｎの原子濃度の合計を５％以上とする必要がある。好ましくは、７％以上である。上限は特に限定されないが、実質２５％が上限である。また、２０％以下や１５％以下であることが多い。
　フェライトとマルテンサイトの界面上に偏析したＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、ＢおよびＳｂの合計が原子濃度で５％以上
　選択元素（任意元素）としてＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、ＢもしくはＳｂの１種もしくは２種以上を含有させた場合、スポット溶接性を更に改善させるためには、フェライトとマルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトとの界面上におけるＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、ＢおよびＳｂの原子濃度を合計で５％以上とする必要がある。Ｃｒ、Ｎｉは粒界の濡れ性を低下させ、亜鉛の粒界浸食を妨げるために有効な元素である。Ｍｏ、ＢおよびＳｂは割れ発生時の表面エネルギーを増大させ、割れ発生を抑制する効果がある。好ましくはＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、ＢおよびＳｂの原子濃度を合計で７％以上である。なお、上記原子濃度の上限は特に限定されないが、実質３５％が上限である。また、２５％以下や２０％以下であることが多い。
　＜めっき層＞
　続いて、めっき層について説明する。本発明の薄鋼板がめっき層を有する薄鋼板の場合、めっき層の種類は特に限定されず、溶融めっき層、電気めっき層等を例示できる。また、めっき層の組成も特に限定されず、一般的な組成であればよい。例えば、めっき層は、質量％で、Ｆｅ：２０．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上３．５％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０～３．５％含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる。また、めっき層は、合金化されためっき層であってもよい。なお、合金化されためっき層の場合、めっき層におけるＦｅ含有量は通常５．０％以上２０％以下である。
　＜薄鋼板の製造方法＞
　次に、本発明の薄鋼板の製造方法について説明する。めっき層を有さない薄鋼板の製造方法と、めっき層を有する薄鋼板の製造方法とは、鋼板をめっき浴に浸漬する点で製造条件が若干異なる。以下、めっき層を有さない薄鋼板の製造方法、めっき層を有する薄鋼板の製造方法の順で説明する。
　本発明の薄鋼板（めっき層を有する薄鋼板）の製造方法は、上記の成分組成を有する鋼素材を、１１５０℃以上１３５０℃以下で加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施すにあたり、仕上げ圧延終了温度を８２０℃以上とし、３５０℃以上６８０℃以下で巻き取る（熱間圧延工程）。次いで、冷間圧延を施す（冷間圧延工程）。次いで、冷間圧延後加熱し８４０℃以上で２０秒以上１８０秒以下滞留させた後、冷却し、７７０℃以上８２０℃以下で１０秒以上滞留させ、冷却開始温度から４５０℃までの平均冷却速度が３５℃／ｓ以上、１５０℃以上２５０℃以下の滞留時間が２０秒以上の条件で冷却する。
　熱間圧延工程とは、上記成分組成を有する鋼素材を、１１５０℃以上１３５０℃以下で加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施すにあたり、仕上げ圧延終了温度を８２０℃以上とし、３５０℃以上６８０℃以下で巻き取る工程である。
　上記鋼素材製造のための、溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましい。また、造塊－分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしてもよい。
　鋼素材の加熱温度：１１５０℃以上１３５０℃以下
　本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を加熱して、鋼素材の鋼組織を実質的に均質なオーステナイト相とする必要がある。また、粗大な介在物の生成を抑制するためには加熱温度の制御が重要となる。加熱温度が１１５０℃を下回ると所望の仕上げ圧延終了温度を得ることができない。一方、加熱温度が１３５０℃を上回ると、スケールロスが増大し、加熱炉の炉体への損傷が大きくなる。そのため、鋼素材の加熱温度は１１５０℃以上１３５０℃以下とした。下限について好ましい加熱温度は１１８０℃以上である。上限について好ましい加熱温度は１３２０℃以下である。なお、上記加熱後の粗圧延の粗圧延条件については特に限定されない。
　スラブ加熱時は、鋳造時に生成した偏析があり、これが圧延されると板厚方向に対してバンド状の不均一な組織となる。これが溶接性に悪影響をもたらすケースがあるため、偏析の影響を軽減するには、（１）式を満たすことが、より望ましい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
ここで、ｔは加熱時間（単位は秒）、Ｔは加熱温度（単位は℃）である。（１）式はスラブ加熱において、バンド状の不均一な組織の原因となるＭｎ偏析の悪影響を軽減するために実験的に求めた条件式である。（１）式左辺が０以上であれば、スラブ加熱中にＭｎが拡散しバンド状の不均一な組織形成による溶接性への悪影響が軽減される。
　仕上げ圧延終了温度：８２０℃以上
　仕上げ圧延終了温度が８２０℃を下回ると、圧延中にオーステナイトからフェライトへの変態が開始してしまい、鋼板の局所的な強度が変動するため、次工程の冷間圧延の板厚精度が悪化する。そのため、仕上げ圧延終了温度は８２０℃以上とした。好ましくは８４０℃以上である。なお、仕上げ圧延終了温度の上限は特に限定されないが、生産設備の制約から実質１０２０℃が上限である。
　巻取温度：３５０℃以上６８０℃以下
　巻取温度が３５０℃を下回ると熱延板の形状が悪化し、冷間圧延後の板厚精度が悪化する。巻取温度が６８０℃を上回ると、熱延板表面に酸洗で除去しきれない酸化皮膜が生成し、冷延後の表面外観を損ねる。以上から、巻取温度の範囲を３５０℃以上６８０℃以下とした。下限について好ましい巻取温度は３８０℃以上である。上限について好ましい巻取温度は６５０℃以下である。
　続いて行う冷間圧延工程とは、上記熱間圧延工程後に熱延板を冷間圧延する工程である。所望の板厚を得るため、熱間圧延工程後の熱延板に冷間圧延を施す必要がある。酸洗後に冷間圧延してもよい。
　上記冷間圧延における、圧延率は特に限定されないが、通常、２０～８０％である。
　続いて行う焼鈍工程とは、冷間圧延工程後に、８４０℃以上で２０秒以上１８０秒以下滞留させた後、冷却し、７７０℃以上８２０℃以下で１０秒以上滞留させ、冷却開始温度から４５０℃までの平均冷却速度が３５℃／ｓ以上、１５０℃以上２５０℃以下の滞留時間が２０秒以上の条件で冷却する工程である。
　８４０℃以上で２０秒以上１８０秒以下滞留
　本工程および次工程は、フェライトとマルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトとの界面上の元素濃度（原子濃度）を制御するのに必要な工程である。界面上は拡散速度が大きいうえ、フェライトとオーステナイトの溶解度にしたがい分配するため、二相域焼鈍から製造した場合所望の元素濃度分布が得られない。そのため焼鈍過程においてはフェライトからオーステナイトへの変態をほぼ完了させ、元素濃度を均一としたうえで、次工程でオーステナイトからフェライトへ変態させる際に界面移動にともなう元素分配を利用して元素濃度分布を制御する。そのため、フェライトからオーステナイトへの変態をほぼ完了させるには、８４０℃以上で２０秒以上滞留させる必要がある。一方、滞留時間が１８０秒を上回るとフェライトやマルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトの粒径が粗大化するため、溶接性が悪化する。下限について好ましくは、８４０℃以上で３０秒以上である。上限について好ましくは１６０秒以下である。より好ましくは１００秒以下、さらに好ましくは５０秒以下である。また、加熱温度の上限は、通常、９００℃以下である。
　７７０℃以上８２０℃以下で１０秒以上滞留
　本工程でオーステナイトからフェライトへ変態させ、界面移動にともない所望の元素濃度分布を得たうえで、所望の鋼組織の面積率を得る。以上の観点から、７７０℃以上８２０℃以下で１０秒以上滞留させる必要がある。好ましくは、７８０℃以上８１０℃以下で２０秒以上である。また、滞留時間の上限は特に限定されないが、生産設備の制約上実質６０秒以下である。好ましくは５０秒以下である。なお、上記８４０℃以上の加熱滞留後に、７７０℃以上８２０℃以下で１０秒以上滞留を行うためには、上記８４０℃以上の加熱滞留後に冷却を行うが、冷却条件は特に限定されない。また、この冷却は自然冷却等の特に条件調整を行わない冷却でもよい。
　冷却開始温度から４５０℃までの平均冷却速度が３５℃／ｓ以上
　低温でオーステナイトとフェライトとの界面が移動した場合、置換型元素の拡散が困難となるため、所望の元素濃度分布が得られなくなる。そのため、冷却速度は速いことが求められる。オーステナイトとフェライトとの界面の移動度が大きいのは４５０℃を上回る温度域である。そのため、冷却開始温度から４５０℃までの平均冷却速度が３５℃／ｓ以上とした。好ましくは３５℃／ｓ以上である。上限については、通常、１００℃／ｓ以下である。冷却開始温度は７７０℃以上とすることが好ましい。なお、本冷却開始前の「７７０℃以上８２０℃以下で１０秒以上滞留」の滞留温度と、冷却開始温度は一致してもよいし、冷却開始温度の方が低くてもよい。冷却開始温度の方が低い場合、滞留温度から冷却開始温度までの冷却の条件は特に限定されない。また、冷却停止温度は４５０℃以下であればよい。なお、上記冷却停止温度は、上記平均冷却速度での冷却の冷却停止温度であり、この冷却後に放冷等の冷却が適宜行われるため、３５０℃以上４５０℃以下の温度域での滞留時間や１５０℃以上２５０℃以下の温度域での滞留時間が存在する。
　４５０℃以下にまで冷却した後は、ベイナイト変態を抑制するため保持時間を制御することが好ましい。具体的には、ベイナイト変態が進行する温度域である３５０℃以上４５０℃以下での滞留時間が１２０秒以下である。１２０秒以上を上回るとベイナイト変態が進行し、所望の偏析量が得られなくなる場合がある。望ましい下限時間はないが、操業上実質的に２秒以上滞留する。滞留時間は２０秒以上になることが多い。
　１５０℃以上２５０℃以下で２０秒以上滞留
　本条件でオーステナイトの変態を防ぎつつ、マルテンサイト変態した金属組織を自己焼き戻しにより鉄系炭化物が析出したマルテンサイトを得る。一方、２５０℃を上回る場合、又は１５０℃を下回ると効果的に鉄系炭化物を析出させることができない。さらに１５０℃以上２５０℃以下の滞留時間が２０秒を下回っても、鉄系炭化物が析出したマルテンサイトが得られない。以上から、１５０℃以上２５０℃以下で２０秒以上とした。好ましくは、１５０℃以上２５０℃以下で３０秒以上である。上限は特に設けないが、設備制約上、実質９０秒が上限である。ただし、６０秒以下であることが多い。
　続いて、めっき層を有する薄鋼板の製造方法について説明する。冷間圧延までについては、めっき層を有さない薄鋼板の製造方法と同様であるため説明を省略する。めっき層を有する薄鋼板の製造方法では、冷間圧延工程後に、８４０℃以上で２０秒以上１８０秒以下滞留させた後、冷却し、７７０℃以上８２０℃以下で１０秒以上滞留させ、冷却開始温度から４５０℃までの平均冷却速度が３５℃／ｓ以上で冷却し、その後、めっき浴に浸漬させることによりめっき処理を行うか又は該めっき処理を行い、さらに合金化処理を行い、めっき処理又は合金化処理後、１５０℃以上２５０℃以下の滞留時間が２０秒以上の条件で冷却する。なお、合金化処理条件は特に限定されないが、合金化処理温度は４９０～５８０℃、合金化処理時間は０．１～１０秒が好ましい。
　８４０℃以上で２０秒以上１８０秒以下滞留
　本工程および次工程は、フェライトとマルテンサイト粒内に鉄系のセメンタイトが析出したマルテンサイトとの界面上の元素濃度（原子濃度）を制御するのに必要な工程である。界面上は拡散速度が大きいうえ、フェライトとオーステナイトの溶解度にしたがい分配するため、二相域焼鈍から製造した場合所望の元素濃度分布が得られない。そのため焼鈍過程においてはフェライトからオーステナイトへの変態をほぼ完了させ、元素濃度を均一としたうえで、次工程でオーステナイトからフェライトへ変態させる際に界面移動にともなう元素分配を利用して元素濃度分布を制御する。そのため、フェライトからオーステナイトへの変態をほぼ完了させるには、８４０℃以上で２０秒以上滞留させる必要がある。一方、滞留時間が１８０秒を上回るとフェライトやマルテンサイト粒内に鉄系のセメンタイトが析出したマルテンサイトの粒径が粗大化するため、溶接性が悪化する。下限について好ましくは、８４０℃以上で３０秒以上である。上限について好ましくは１６０秒以下である。より好ましくは１００秒以下、さらに好ましくは５０秒以下である。また、加熱温度の上限は、通常、９００℃以下である。
　７７０℃以上８２０℃以下で１０秒以上滞留
　本工程でオーステナイトからフェライトへ変態させ、界面移動にともない所望の元素濃度分布を得たうえで、所望の鋼組織の面積率を得る。以上の観点から、７７０℃以上８２０℃以下で１０秒以上滞留させる必要がある。好ましくは、７７０℃以上８２０℃以下で２０秒以上である。また、滞留時間の上限は特に限定されないが、生産設備の制約上実質６０秒以下である。好ましくは５０秒以下である。なお、上記８４０℃以上の加熱帯粒後に、７７０℃以上８２０℃以下で１０秒以上滞留を行うためには、上記８４０℃以上の加熱帯粒後に冷却を行うが、冷却条件は特に限定されない。また、この冷却は自然冷却等の特に条件調整を行わない冷却でもよい。
　冷却開始温度から４５０℃までの平均冷却速度が３５℃／ｓ以上
　低温でオーステナイトとフェライトとの界面が移動した場合、置換型元素の拡散が困難となるため、所望の元素濃度分布が得られなくなる。そのため、冷却速度は速いことが求められる。オーステナイトとフェライトとの界面の移動度が大きいのは４５０℃を上回る温度域である。そのため、冷却開始温度から４５０℃までの平均冷却速度が３５℃／ｓ以上とした。好ましくは３５℃／ｓ以上である。上限については、通常、１００℃／ｓ以下である。冷却開始温度は７６０℃以上とすることが好ましい。なお、本冷却開始前の「７７０℃以上８２０℃以下で１０秒以上滞留」の滞留温度と、冷却開始温度は一致してもよいし、冷却開始温度の方が低くてもよい。冷却開始温度の方が低い場合、滞留温度から冷却開始温度までの冷却の条件は特に限定されない。また、冷却停止温度は４５０℃以下であればよい。
　上記冷却後、めっきを行う。これによりめっき層を有する薄鋼板を製造することができる。めっき処理の具体的な方法は特に限定されず、溶融めっき、電気めっきのいずれでもよい。また、溶融めっきの場合、合金化処理を施してもよい。
　１５０℃以上２５０℃以下で２０秒以上滞留
　本条件でオーステナイトの変態を防ぎつつ、マルテンサイト変態した金属組織を自己焼き戻しにより鉄系炭化物が析出したマルテンサイトを得る。一方、２５０℃を上回る場合、又は１５０℃を下回ると効果的に鉄系炭化物を析出させることができない。さらに１５０℃以上２５０℃以下の滞留時間が２０秒を下回っても、鉄系炭化物が析出したマルテンサイトが得られない。以上から、１５０℃以上２５０℃以下で２０秒以上とした。好ましくは、１５０℃以上２５０℃以下で３０秒以上である。上限は特に設けないが、設備制約上、実質９０秒が上限である。ただし、６０秒以下であることが多い。
　表１に示す成分組成を有する肉厚２５０ｍｍの鋼素材に、表２に示す熱延条件で熱間圧延工程を施して熱延板とし、冷間圧延率が２８％以上６８％以下の冷間圧延工程を施して冷延板とし、表２に示す条件の焼鈍を連続焼鈍ラインもしくは連続溶融めっきラインで施した。その後、めっき処理、必要に応じて合金化処理を施した。ここで、連続溶融めっきラインで浸漬するめっき浴（めっき組成：Ｚｎ－０．１３質量％Ａｌ）の温度は４６０℃であり、めっき付着量はＧＩ材（溶融めっき鋼板）、ＧＡ材（合金化溶融めっき鋼板）ともに片面当たり４５～６５ｇ／ｍ２とし、ＧＡ材のめっき層中に含有するＦｅ量は６～１４質量％の範囲とした。ここで、合金化する場合、合金化処理温度は５４０℃、合金化処理時間は４秒とした。なお、いずれも板厚は、０．４ｍｍ以上３．２ｍｍ以下の範囲であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　上記により得られた冷延鋼板（ＣＲ材）、溶融めっき鋼板（ＧＩ材）もしくは合金化溶融めっき鋼板（ＧＡ材）から試験片を採取し、以下の手法で評価した。
　組織観察
　各相の面積率は以下の手法により評価した。鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう切り出し、板厚中心部を１％ナイタールで腐食現出し、走査電子顕微鏡で２０００倍に拡大して板厚１／４ｔ部（ｔは板厚）を１０視野分撮影した。フェライト相は粒内に腐食痕や鉄系炭化物が観察されない形態を有する組織であり、マルテンサイト粒内に鉄系の鉄系炭化物が析出したマルテンサイトは粒内に配向性を有する多数の微細な鉄系炭化物および腐食痕が認められる組織である。フェライト相、上記マルテンサイトとこれら以外の組織の面積率を求め、結果を表３に示した。
　フェライトおよびマルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイト粒径は、画像解析ソフト（Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ　ｖｅｒ．７．０，　株式会社日本ローパー製）を用いて画像解析により求めた。表３には粒径の平均値を示した。なお、画像としては上記面積率の測定で撮影した１０視野分を用いた。また、各粒（フェライト粒や上記マルテンサイト粒）の面積と同じ面積の円の直径を粒径として平均値を算出した。粒径を求める際、フェライト粒またはマルテンサイト粒の粒界を金属組織の輪郭として決定した。
　フェライトとマルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトとの界面上の元素の偏析濃度の調査には、板厚中央部から、フェライトとマルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトとの界面を跨ぐ位置で板厚方向に対して平行に０．５ｍｍ×０．５ｍｍ×２５ｍｍの角柱試験片を採取し、電解研磨により針状の先端を有する測定用試験片とした。３次元アトムプローブ電界イオン顕微鏡を用いて、粒界（界面）に存在する元素濃度を分析した。粒界は元素濃度が最大である位置から±０．２５ｎｍとして、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、ＢおよびＳｂの原子濃度を求めた。なお、また、粒界の特定はＣを分析し、最もＣ濃度が高い部分を粒界とする方法で行った。
　引張試験
　得られた鋼板から圧延方向に対して垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとした。表３において、引張強さ：９００ＭＰａ以上、全伸び：１３％以上を本発明鋼で求める鋼板の機械的性質とした。
　スポット溶接評価
　溶接性の評価には、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ　Ａ　３０１１：２０１４に準拠した板厚１．０ｍｍのＪＡＣ２７０Ｃのめっき鋼板を本発明鋼もしくは比較鋼２枚で挟み、スポット溶接を施した。溶接条件は、先端径７ｍｍφのドームラジアス型のクロム銅電極を用い、溶接時間２５サイクル（６０Ｈｚ）、加圧力３００ｋｇｆ、ナゲット径６ｍｍとした。鋼板の法線方向と電極との角度を１０°および１５°に変化させて溶接した後、溶接部の断面組織を観察し割れの有無を観察した。１０μｍ以上の割れが生じていた場合は、不合格として「×」、そうでなければ合格として「○」とし、結果を表３に示した。
　本発明例はいずれも、引張強さＴＳ：９００ＭＰａ以上であり良好な溶接性が得られたことがわかる。一方、本発明の範囲を外れる比較例は引張強さ９００ＭＰａに達していないか、溶接性評価で良好なものが得られなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　本発明例はいずれも溶接性評価１を満たす。一方で、より厳しい条件である溶接条件２はＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、ＢおよびＳｂの粒界原子濃度を制御したうえで、スラブ加熱条件の好適範囲にある水準が良好となる結果であった。
 
 

Claims (9)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０５％以上０．２０％以下、
    Ｓｉ：０．６０％以上１．６５％以下、
    Ｍｎ：１．８％以上３．５％以下、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．００５％以下、
    Ａｌ：０．０８％以下、
    Ｎ：０．００６０％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    　フェライトを面積率で２５％以上６５％以下、マルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトを面積率で３５％以上７５％以下、残部組織として前記フェライトおよび前記マルテンサイト以外を面積率合計で２０％以下（０％を含む）含み、
    　前記フェライトおよび前記マルテンサイトの平均粒径がそれぞれ５μｍ以下であり、
    　前記フェライトと前記マルテンサイトとの界面上のＳｉおよびＭｎの合計が原子濃度で５％以上である鋼組織と、を有し、
    　引張強さが９００ＭＰａ以上である薄鋼板。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｖ：０．００１％以上１％以下、
    Ｔｉ：０．００１％以上０．３％以下、
    Ｎｂ：０．００１％以上０．３％以下の１種または２種以上を含有する請求項１に記載の薄鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、
    Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、
    Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下、
    Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、
    Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下の１種または２種以上を含有し、
    　前記フェライトと前記マルテンサイトとの界面上のＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、ＢおよびＳｂの原子濃度が合計で５％以上である請求項１または２に記載の薄鋼板。
  4. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、ＲＥＭ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｃａのいずれか１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．１％以下含有する請求項１～３のいずれかに記載の薄鋼板。
  5. 　表面にめっき層を具える請求項１～４のいずれかに記載の薄鋼板。
  6. 　前記めっき層の組成が質量％でＦｅ：２０．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上３．５％以下とＰｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、ＢｉおよびＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計０％～３．５％とを含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる請求項５に記載の薄鋼板。
  7. 　前記めっき層は、合金化溶融めっき層である請求項５または６に記載の薄鋼板。
  8. 　請求項１～４のいずれかに記載の薄鋼板の製造方法であって、
    　鋼素材を、１１５０℃以上１３５０℃以下で加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施すにあたり、仕上げ圧延終了温度を８２０℃以上とし、３５０℃以上６８０℃以下で巻き取り、
    　冷間圧延を施し、
    　冷間圧延後加熱し８４０℃以上で２０秒以上１８０秒以下滞留させた後、冷却し、７７０℃以上８２０℃以下で１０秒以上滞留させ、冷却開始温度から４５０℃までの平均冷却速度が３５℃／ｓ以上、１５０℃以上２５０℃以下の滞留時間が２０秒以上の条件で冷却する薄鋼板の製造方法。
  9. 　請求項５～７のいずれかに薄鋼板の製造方法であって、
    　鋼素材を、１１５０℃以上１３５０℃以下で加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施すにあたり、仕上げ圧延終了温度を８２０℃以上とし、３５０℃以上６８０℃以下で巻き取り、
    　冷間圧延を施し、
    　冷間圧延後加熱し８４０℃以上で２０秒以上１８０秒以下滞留させた後、冷却し、７７０℃以上８２０℃以下で１０秒以上滞留させ、冷却開始温度から４５０℃までの平均冷却速度が３５℃／ｓ以上で冷却し、その後、めっき浴に浸漬させることによりめっき処理を行うか又は該めっき処理を行いさらに合金化処理を行い、めっき処理又は合金化処理後１５０℃以上２５０℃以下の滞留時間が２０秒以上で冷却する薄鋼板の製造方法。
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